MAX -материалы для авиационного двигателестроения А.С. Новиков, А.Г. Пайкин,

имени В.В. Чернышева, Москва

МАХ-фаз
Физико-химическое состояние МАХ-фаз
Технологичность МАХ-материалов
Свойства МАХ-материалов
МАХ-покрытия и методы их получения
Перспективы

применения МАХ-материалов в авиационном двигателестроении

двигателестроению в 2004 и 2006 г.г.: …во Всероссийском институте авиационных

материалов (ВИАМ) был создан задел в области разработки материалов для ГТД 5 и 6 поколения. ВИАМом предлагается ряд никелевых сплавов с содержанием рения до 9 масс. %, а также материалы на основе интерметаллидов Ni3Al, Ti3Al и TiAl, причем делается заключение о рекордных характеристиках длительной прочности этих материалов и высокой перспективности их применения, что связано с «разработанной технологией выплавки этих сплавов, обеспечивающей ультравысокую чистоту по вредным примесям и газам, комплексное рафинирование редкоземельными металлами, обеспечение узких пределов химического состава».

ни по эксплуатационным свойствам, ни по стоимости, ни по удельной

массе. В этой связи целью настоящей работы является критический анализ экспериментальных данных, полученных в лабораториях США, Японии, Франции и Швеции при исследовании процессов синтеза и при определении, прежде всего, механических и коррозионных свойств MAX-материалов на основе титана, а также результатов работ по проблеме нанесения защитных покрытий на основе MAX-фаз

таблицы Менделеева, содержащий элементы различных MAX-фаз.
Под MAX-фазой понимается тройная система

Mn+1AXn с гексагональной плотной упаковкой, где M – переходный металл; A – элемент A–подгруппы таблицы Менделеева; X – углерод или азот

140 МПа за 10000 часов (Tp) и температуры окисления на

глубину 2,5 мм за 10000 часов (T0) для различных материалов.

др. хорошо отработан в Дрессельском университете (США) М. Барзоу и

Эль-Рахи с сотрудниками методом горячего изостатического прессования из смеси тонкодисперсных порошков (2-10 мкм) титана, углерода и карбида кремния с соотношением компонентов (3:1:1 и 5:2:1), а также в институте перспективных технологий Нагойя (Япония) З.Н. Саном, С. Янгом и Х.Хашибо методом СВС синтеза в интервале температур 1200-1700 0С при давлении аргона 50-300 МПа. Авторами налажено производство объемных заготовок размером более 1 м3 с низкой пористостью 98-99,5 %, при этом было установлено, что промежуточной фазой при образовании Ti3SiC2 во всех случаях являлся силицид Ti5Si3.

из Ti3SiC2.
Рис. 6. СЭМ-фотография заро-дыша гексагональной MAX-фазы Ti3SiC2.

импульсного разряда (а) и слоистый характер микроструктуры внутри удлиненного зерна

(б).

MAX-материалов.

ее повышением на 16,7 МПа после того как образец отстоял

105 циклов без заметного роста зародившейся на начальной стадии трещины. При этом максимальная скорость роста трещины достигала 10-10 м/цикл. Асимметричный цикл нагружения при частоте 25 Гц.

Рис. 8. Особенности роста усталостной трещины в образце из Ti3SiC2 (направление роста трещины показано стрелкой)

(da/dN, мм/цикл) от интервала интенсивности напряжения (, МПам1/2).

существенно выше и при низких и при высоких температурах, чем

у аналогичных образцов из стандартных керамик Si3N4, SiC и Al2O3, для которых интенсивность нагружения лежит в интервале th при 1000 и 1100 0C только от 2 до 4 МПам1/2. Более того, усталостные свойства образцов из крупнокристаллического Ti3SiC2 лежат в интервале усталостных характеристик, зафиксированных в идентичных условиях для образцов-свидетелей из металлов и интерметаллидов.

осуществлены в зависимости от температуры, скорости нагружения и размера зерна.

Результаты этих испытаний в температурном интервале 20-1200 0С и нагрузках от 10 до 100 МПа показали, что ползучесть характеризуется тремя режимами: первичным; вторичным, когда скорость ползучести минимальна min, и третичным. Для промежуточного режима min описывается уравнением:
min(сек)= 0exp(171)(/0)2,00,1exp{(45812, кДж/моль)/RT}(1)
где 0=1 МПа и 0=1 с.
Время до разрушения может быть вычислено из выражения:
tf=exp(-2,00,3) min-1 (2)

ползучесть при растяжении образцов: (b) 1050 0C, 60 МПа, время

испытаний 50 час; (c) 1200 0C, 60 МПа, время испытаний 3,86 час; (d) 1050 0C, 40 МПа, время испытаний 252 час; (e) 1000 0C, 60 МПа, время испытаний 230 час (f) 1200 0C, 20 МПа, время испытаний 32 час (g) 1200 0C, 60 МПа, время испытаний 3,86 час (h) 1000 0C, 40 МПа, время испытаний 830 час.

нагрузке до 500 мН, используя сферический алмазный индентор диаметром 13,5

мкм. Было изучено влияние кристаллографической ориентации на микротвердость. В одной серии кристаллов Ti3SiC2 базовые плоскости были параллельны поверхности, в другой – перпендикулярны, при этом получаемые кривые «нагрузка – глубина проникновения индентора» конвертировались в кривые «нагрузка - деформация». Было установлено, что для образцов, которые нагружались по нормали к оси «c», характерно линейно-упругое поведение, описываемое модулем Юнга в 320 ГПа, с отчетливо видимым полем отпечатка, откуда определялась твердость, составлявшая 4,5 ГПа. Когда нагрузка была нормальна оси «a», начальный отклик был тоже линейно-упругий, а твердость равнялась 4 ГПа. Таким образом, микротвердость образцов из Ti3SiC2 существенно ниже микротвердости, измеренной с поверхности кристаллитов карбидов и силицидов.

Янгом, З. Саном и Х. Хашимото и при 1000 0С

на воздухе.

Рис. 11-12. Зависимость толщины окисленного слоя образцов из Ti2AlC (h, мкм) от длительности термоэкспозиции на воздухе (, час) и СЭМ - изображение поверхности образца из Ti3SiC2 после 3х часовой термоэкспозиции на воздухе при 1000 0С

МАИ, НИИЭФА имени Д.В. Ефремова, НИИ «Композит», Станкин, МИФИ) и

Белоруссии (НИИ порошковой металлургии БАН) в 2004-2006 гг. были начаты работы по формированию MAX-материалов методом СВС-синтеза с последующим горячим изостатическим прессованием при T=1200-1500 0С и P=50-100 МПа для проверки результатов М. Барзоу и получения новых материалов, возможно из этого же класса MAX-фаз, в системе TinSiBm.

Ti2AlN, Ti3AlC2, Ti3SiC2 и др. были синтезированы магнетронным распылением в

условиях ультравысокого вакуума 6,6710-8 Па Дж. Палмквистом с сотрудниками в университете Упсала (Швеция) с применением отдельных мишеней из чистых компонентов будущего покрытия (титан, алюминий, кремний, углерод или карбид титана/кремния), а также используя многокомпонентную мишень, содержащую соответствующую MAX-фазу. Было показано, что для получения качественной сплошной пленки Ti3AlC2 температура подложки должна превышать 750 0С. Микротвердость сформированных Дж. Палмквистом 50 нм пленок составляла 20 ГПа, а модуль Юнга достигал 260 ГПа.

тонкие нанокристаллические пленки из Ti2AlC толщиной 50 нм на поверхности

образцов из сплава ВТ18У при облучении МИП.

Рис. 13. СЭМ - изображение тонкой пленки на основе Ti2AlC, сформированной на поверхности образцов из сплава ВТ18У (съемка с поверхности малоуглового косого шлифа с углом при вершине 1 град).

опубликовали результаты пробных экспериментов, проведенных в НИИЯФ при ТПУ, МАИ,

ММП имени В.В. Чернышева и ВИАМе по созданию и определению свойств эрозионно-коррозионных покрытий системы титан - кремний (20 мас. %) - бор (4 мас. %) на деталях компрессора ГТД из сплава ВТ6. Для нанесения покрытий использовались источник ионных пучков и плазмы «Радуга-5» и установка ННВ6 с дуговым испарителем.

мкм: «Ti-20 % Si-4 % B») на усталостную прочность образцов

из сплава ВТ6.

Рис. 15. Влияние вакуумно-плазменного покрытия (10 мкм, состав - «Ti-20 % Si-4 % B») на сопротивление пылевой эрозии образцов из сплавов ВТ6 и ВТ8.

микроструктура материала в поверхностном слое образца из сплава ВТ6 (РД1700)

с покрытием Ti-Si-B, полученном на ускорителе Радуга-5 (толщина покрытия - 5 мкм, а модифицированной зоны – 25 мкм).

системы Ti-Si-B, полученные методом СВС-синтеза, могут подвергаться механической обработке.

исследования свойств нового класса материалов (MAX-фаз) установлено, что кардинальное повышение

эрозионных, коррозионных и прочностных свойств деталей, изготавливаемых из жаропрочных сплавов, удается обеспечить за счет нанесения на поверхность нанокристаллических покрытий систем титан-кремний-бор, титан-кремний-углерод и титан-алюминий-углерод на основе макс-фаз вакуумно-плазменным методом с сепарацией плазмы от капельной фракции при ассистировании процесса ионной имплантацией этих элементов.